Abstract
The continuous growth in the usage of the twin roll caster process for aluminum plate production demands a better understanding of the plate’s final characteristics. In this work two non-heat treatable largely-used aluminum alloys, namely 3003 (1.2%Mn; 0.6%Fe) and 8106 (0.4%Mn; 1.5% Fe), have been studied. Samples were obtained from 7mm thick plates stemming from rolls in the as-cast condition and after 500°C/12h homogenizing heat treatment. The techniques employed in the sample characterization included: polarized light optical microscopy, microhardness and electrical conductivity tests.
Keywords: Aluminium, twin roll caster, homogenization, microstructure.
Metalurgia & Materiais
Efeito dos teores de Mn e de Fe na evolução
microestrutural de duas ligas do sistema
Al-Fe-Mn-Si obtidas por fundição contínua
de chapas (
Twin Roll Caster
)
(Effect of Mn and Fe contents on the microstructural
evolution of two twin roll caster Al-Fe-Mn-Si alloys)
Ricardo do Carmo Fernandes
Dr., Pós-Graduado pelo Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da EPUSP Engenheiro da Companhia Brasileira de Alumínio CBA E-mail: ricardo.fernandes@aluminiocba.com.br
Angelo Fernando Padilha
Dr., Professor Titular - Departamento de Engenharia Metalúrgica e de Materiais da EPUSP E-mail: padilha@usp.br
Resumo
Com o crescimento constante da utilização do pro-cesso twin roll caster para a obtenção de chapas de alu-mínio, torna-se cada vez mais necessário um melhor co-nhecimento das características das chapas obtidas por este processo. Foram estudadas, nesse trabalho, duas ligas não tratáveis termicamente, 3003 (1,2%Mn; 0,6%Fe) e 8106 (0,4%Mn; 1,5%Fe). As amostras foram retiradas de chapas com 7 mm de espessura a partir de bobinas brutas de fundição e após tratamento térmico de homo-geneização de 500°C por 12 horas. As técnicas utilizadas para a caracterização das amostras foram: microscopia óptica com auxílio de luz polarizada, ensaio de microdure-za, além dos ensaios de condutividade elétrica.
Palavras-chave: Alumínio, lingotamento contínuo,
1. Introdução
O uso da tecnologia denominada de “twin roll caster” para produzir laminados de alumínio, que, nesse trabalho, será denominado apenas por caster, começou a crescer nos anos 70 e hoje contribui, significativamente, na manufatura de pro-dutos laminados de alumínio. A grande vantagem do caster é converter o metal fundido diretamente em chapa bobinada, pronta para laminação a frio, eliminando, assim, as operações associadas ao tradicional método de vazamento de placas D.C. (“Direct Chill”), que requer posterior laminação a quente (Birol et al., 2002). Os estudos da microestrutura, aliados às respec-tivas medidas de condutividade elétrica, poderão propiciar uma otimização dos processos já estabelecidos industrialmente, além de proporcionar mais conhecimentos para a utilização desses produtos em aplicações de estampagem (Essadiqui et al., 1990).
O sistema de vazamento caster consiste na produção de chapas de alumínio a partir da passagem de metal líquido por dois cilindros refrigerados a água, combinando solidificação e laminação a quente em uma única operação. O produto final são chapas em bobinas com espessuras que podem variar de 2,5 a 20 mm e a largura atingindo valores de 2150 mm (Gupta et al., 1999; Hamer et al., 1999).
2. Metodologia
As amostras foram retiradas de bobinas vazadas no equi-pamento caster, pertencente à Companhia Brasileira de Alumí-nio (CBA). As bobinas foram vazadas com 7 mm de espessura, 1360 mm de largura e 2000 mm de diâmetro externo. As bobi-nas, após o vazamento, foram resfriadas ao ar (não forçado) e
divididas em sua extensão em duas partes, sendo que uma delas foi homogeneizada a 500°C por 12 horas em um forno industrial.
Para a análise metalográfica com luz polarizada, as amos-tras passaram por um processo de oxidação anódica, por meio da imersão em uma solução de Barker (solução aquosa de HBF4 – 1,8%), e foram submetidas a uma ddp de 20 V durante 3 minutos, em uma fonte de corrente contínua.
A condutividade elétrica foi medida com auxílio de um condutivímetro de contato, modelo Tecnatron DC-9, utilizan-do-se, como padrão, uma chapa de alumínio de 58,2 % IACS.
3. Resultados e discussão
As análises de composição química foram realizadas em três posições diferentes ao longo da espessura da amostra (superfície, a ¼ da espessura e no centro). A relação Mn/Fe, conforme a Tabela 1, é de 1,94 para a liga 3003 e de 0,26 para a liga 8106. No entanto, apesar dessa diferença, a soma dos teores de manganês, ferro e silício, nas duas ligas, resulta em valores muito próximos, entre 1,9 e 2,0%.
A não variação da composição química, ao longo da es-pessura da chapa, permite afirmar que o processo caster não ocasiona diferenças significativas de composição química. As diferenças detectadas estão dentro do erro experimental de análise. Isto demonstra que a diferença na taxa de solidifica-ção, entre a superfície da chapa, que está em contato com o cilindro, e o centro da mesma, não é suficiente para originar macrossegregações possíveis de serem analisadas quantitati-vamente na análise química por meio de um espectrômetro de emissão óptica.
Tabela 1 - Análise de composição química (% em massa) ao longo da espessura da amostra com 7 mm das ligas 3003 e 8106.
%Si %Mn %Fe %Mg %Cr %Cu %Ti
Superfície 0,084 1,224 0,631 0,001 0,004 0,120 0,024
¼ da espessura 0,083 1,223 0,630 0,001 0,004 0,120 0,029
Centro 0,084 1,221 0,631 0,001 0,004 0,120 0,028
Superfície 0,098 0,387 1,510 0,007 0,003 0,019 0,028
¼ da espessura 0,099 0,388 1,505 0,007 0,004 0,019 0,027
Centro 0,100 0,387 1,512 0,007 0,004 0,020 0,027
8106: 1,512(%Fe) + 0,387(%Mn) + 0,100 (%Si) = 1,999% 3003
8106
%Mn + %Fe + %Si no centro da chapa
3.1 Amostras brutas de
fundição
As Figuras 1, 2, 3 e 4 apresentam micrografias das amostras 3003 e 8106 brutas de fundição nas secções longitu-dinal e transversal, em relação à direção de laminação. Pode-se notar a presença de precipitados orientados na direção de solidificação. A microestrutura próxima à superfície apresenta uma dispersão de partículas mais fina ao se comparar com a região central. Isto é uma evidência de que essa parte da chapa sofreu um res-friamento mais rápido ao entrar em con-tato com o cilindro do equipamento cas-ter.
As micrografias das amostras bru-tas de fundição na secção longitudinal apresentam uma microestrutura compos-ta por grãos colunares. Na superfície, os grãos estão orientados aproximadamen-te a 45° da direção de solidificação e são mais alongados que os da região cen-tral. Isto ocorre devido à soma de fato-res de extração de calor na direção radial do cilindro do caster, da direção de soli-dificação da chapa e da deformação a quente presente logo após a solidifica-ção. À medida que a solidificação cami-nha para o centro, os grãos vão diminu-indo o ângulo de orientação. Na região central, que possui uma taxa de solidifi-cação mais baixa, estão menos alonga-dos e paralelos à direção de solidifica-ção (Slámová et al., 2004; Tricibar & Jin, 1999).
Com uma menor taxa de resfriamen-to no centro da chapa, há o favoreci-mento de numerosas colônias com mor-fologia tipo dendrítica combinadas com partículas alongadas menores e arredon-dadas. Desta forma, verifica-se que, na região superficial, há a presença de in-termetálicos menores, enquanto que, na região central, ocorre uma considerável incidência de colônias eutéticas situa-das nas regiões interdendríticas. A alta taxa de resfriamento do material caster (200 a 700°C/s) origina uma microestru-tura bruta de fundição caracterizada por alto grau de saturação e partículas pri-márias pequenas (Straatsma et al. 1999).
Figura 1 - Microestruturas da amostra 3003 bruta de fundição na secção longitudinal: (a) superfície, (b) centro.
Figura 2 - Microestrutura da amostra 3003 bruta de fundição na secção transversal (a) superfície, (b) centro.
Figura 3 - Microestrutura da amostra 8106 bruta de fundição na secção longitudinal (a) superfície, (b) centro.
Figura 4 - Microestrutura da amostra 8106 bruta de fundição na secção transversal (a) superfície, (b) centro.
(a)
(b)
(a)
(b)
(a)
(b)
Como o ferro possui uma menor solubilidade no alumínio (solubilidade máxima: 0,052% em massa) do que o man-ganês (solubilidade máxima: 1,82% em massa), mesmo com a alta taxa de resfri-amento, o ferro se apresenta quase que totalmente na forma de intermetálicos, ao contrário do manganês da liga 3003, que se encontra parcialmente em solu-ção sólida na matriz. Portanto, em ligas Al-Fe-Mn, devido à maior tendência dos átomos de ferro segregarem, os interme-tálicos formados durante a solidificação contêm mais ferro do que manganês (Dehmas et al., 2004). Os precipitados presentes na liga 3003 são do tipo MnAl6, enquanto que, na liga 8106, ocor-rem precipitados dos tipos (Fe,Mn)Al6 e (Fe,Mn)Al (Mondolfo, 1977).
A maior velocidade de solidificação, na região superficial da chapa, caracte-rística própria do processo caster, induz uma considerável variação na quantida-de e distribuição das partículas quantida-de se-gunda fase ao longo da espessura. Isto ocorre porque a velocidade de resfria-mento do processo possibilita a nuclea-ção de partículas de segunda fase, po-rém não há tempo suficiente para que haja difusão e crescimento das mesmas (Dehmas et al., 2004).
A Tabela 2 confirma que a presença de elementos de liga, tais como ferro, manganês e silício, propicia um decrés-cimo na condutividade do alumínio puro (64,94 %IACS). Esse fato ressalta a mai-or influência do elemento manganês na condutividade elétrica da liga de alumí-nio do que o ferro.
Como a dureza do material é direta-mente proporcional ao teor de manga-nês presente em solução sólida, a liga 3003 apresentou um valor superior à 8106 (vide Tabela 3).
3.2 Amostras homogeneizadas
Nesse item, serão apresentados os resultados das amostras homogeneiza-das a 500°C por 12 horas homogeneiza-das ligas 3003 e 8106. A amostra 3003 homogeneizada, da mesma forma que a bruta de fundição, apresentou maior quantidade de preci-pitados na região superficial. Porém
ve-Tabela 2 - Medidas de condutividade elétrica da amostras 3003 e 8106 brutas de fundição.
Tabela 3 - Dureza Brinell das amostras 3003 e 8106 brutas de fundição.
rificou-se que o tratamento térmico de homogeneização promoveu um aumen-to no número de precipitados mais finos. A precipitação secundária tornou-se efe-tiva após um longo tempo de incubação antes de iniciar a decomposição da solu-ção sólida supersaturada. A homogenei-zação promoveu um crescimento maior de grãos na região superficial da amos-tra. Esse crescimento está associado à ocorrência de deformação plástica, nes-sa região, e a baixa densidade de precipi-tados, decorrente da alta taxa de resfria-mento. Portanto a energia acumulada com o encruamento, ligada aos poucos locais para nucleação de novos grãos por meio de recristalização, gera o aparecimento de grãos exageradamente grandes na re-gião superficial (Mathew et al., 1984).
A amostra 8106 homogeneizada apresentou uma quantidade de precipi-tados similar nas regiões superficiais e centrais (esse fenômeno foi também ve-rificado na amostra bruta de fundição), porém houve um refinamento desses pre-cipitados, evidenciando uma precipita-ção secundária.
A microscopia óptica das amostras homogeneizadas revelou uma microes-trutura recristalizada composta por grãos alongados ocorrendo em maior propor-ção próxima a superfície e não no centro. Essa morfologia indica que a taxa de cres-cimento de grãos recristalizados é maior ao longo da direção de laminação do que na direção transversal, possivelmente devido ao alinhamento das partículas de segunda fase ao longo da direção de la-minação. Além disso, também revelou que a supersaturação de soluto mais pro-ximamente à superfície é mais pronunci-ada em comparação com o centro, como conseqüência da mais alta taxa de solidi-ficação.
Na região central, as amostras ho-mogeneizadas revelaram uma profunda mudança morfológica em relação aos constituintes intermetálicos e sua distri-buição. As colônias de morfologia den-drítica foram completamente eliminadas e a orientação preferencial na distribui-ção de partículas presente na amostra bruta de fundição foi alterada por uma mais homogênea, composta por fases
globulares maiores. Um grande número de partículas após homogeneização re-velou um enriquecimento em manganês, ferro e silício, fato que indica, conse-qüentemente, um empobrecimento da matriz supersaturada (Puchi et al., 1995). A presença de ferro na liga Al-Mn afeta a cinética de difusão dos átomos de manganês. Como os átomos de man-ganês difundem mais rapidamente do que os de ferro, ocorre a substituição de man-ganês por ferro na fase (Fe,Mn)Al6. Esse fenômeno ocorre durante a homogenei-zação, onde o manganês difunde-se para o (Mn,Fe)Al6 até que essa fase atinja sua estabilidade máxima a Al6(Mn0,5Fe0,5) (Murakami, 1996).
As medidas de condutividade elé-trica das amostras ao longo de suas es-pessuras estão na Tabela 4. O aumento de condutividade deve-se à formação de precipitados contendo, no caso das li-gas estudadas nesse trabalho, manga-nês e ferro. A diminuição do teor desses elementos em solução sólida proporcio-na um aumento da condutividade elétri-ca.
Tabela 4 - Medidas de condutividade e l é t r i c a d a s a m o s t r a s 3 0 0 3 e 8 1 0 6 homogeneizadas.
% IACS
3003 49,0
8106 54,4
Amostra Dureza (HB)
3003 50,9
8106 47,7
% IACS
3B 28,2
A liga 3003 (0,6%Fe; 1,2%Mn), tan-to no estado brutan-to de fundição, quantan-to no homogeneizado, apresentou uma con-dutividade menor do que a liga 8106 (1,5%Fe; 0,4%Mn). Esse fato ressalta a maior influência do elemento manganês, na condutividade elétrica da liga de alu-mínio, do que o ferro. Após a homoge-neização, com a precipitação de interme-tálicos contendo ferro e manganês e a conseqüente diminuição da supersatu-ração da matriz, ocorre o aumento da condutividade. Na liga 3003, o tratamen-to de homogeneização resultratamen-tou num au-mento de 70% na condutividade, bem maior que na liga 8106 (31%).
Após a homogeneização das amos-tras, verifica-se que há uma redução da dureza (Tabela 5). No caso da liga 3003, a redução foi de 30%, enquanto que, na 8106, a redução foi de 41%. Como essa redução ocorre basicamente devido ao processo de recuperação e recristaliza-ção, ou seja, eliminação de defeitos cris-talinos, isto evidencia o encruamento presente no material bruto de fundição, característico do processo caster. O em-pobrecimento de soluto em solução só-lida na matriz também contribui para a queda da dureza, principalmente na liga 3003. As precipitações não causam en-durecimento, pois as duas ligas estuda-das não sofrem endurecimento por pre-cipitação coerente; o que era esperado, já que não são ligas tratáveis termica-mente.
4. Conclusões
Não foi constatada variação de composição química ao longo da espes-sura das chapas provindas do caster. Por outro lado, a microestrutura variou, sig-nificativamente, ao longo da espessura das chapas, apresentando um aspecto típico de deformação na região superfi-cial com grãos alongados e orientados na direção de solidificação da chapa. A maior presença de ferro na liga 8106, que é um formador de intermetálicos, promo-veu uma maior quantidade de precipita-dos com tamanhos maiores. A menor condutividade elétrica da liga 3003,
bru-ta de fundição, se deve à maior presença de manganês em solução sólida.
O tratamento térmico de homoge-neização proporcionou um aumento do número de precipitados, devido à preci-pitação secundária. A homogeneização promove uma diminuição dos teores de ferro e, principalmente, de manganês em solução sólida por meio da precipitação, resultando no aumento da condutivida-de. A maior variação ocorreu na amostra 3003 homogeneizada, evidenciando a maior influência do manganês, na con-dutividade, do que o ferro. Após o trata-mento térmico, detectou-se a presença de grãos exageradamente grandes nas proximidades da superfície das chapas.
5. Referênicas
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Artigo recebido em 06/01/2008 e aprovado em 11/03/2008.
Tabela 5 - Dureza das amostras 3003 e 8106 homogeneizadas.
Amostra Dureza (HB)
3003 35,5
